(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｎｂ：０．５ａｔ％以上５ａｔ％以下，Ｂ：５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなり，初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織との２重複相組織を有することを特徴とするＮｉ3Ａｌ基金属間化合物。
【請求項２】
Ａｌの含有量が６ａｔ％以上１０ａｔ％以下，Ｖの含有量が１２ａｔ％以上１６．５ａｔ％以下，Ｎｂの含有量が１ａｔ％以上４．５ａｔ％以下，Ｂの含有量が２００重量ｐｐｍ以上８００重量ｐｐｍ以下である請求項１に記載の金属間化合物。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の金属間化合物からなる耐熱構造材。
【請求項４】
Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｎｂ：０．５ａｔ％以上５ａｔ％以下，Ｂ：５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなる合金材に対して，初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度で第１熱処理を行い，その後，Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度に冷却するか，その温度で第２熱処理を行うことによってＡ１相を（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織に変化させて２重複相組織を形成する工程を備えるＮｉ3Ａｌ基金属間化合物の製造方法。
【請求項５】
Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｎｂ：０．５ａｔ％以上５ａｔ％以下，Ｂ：５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなる合金材に対して，初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度で第１熱処理を行い，その後，Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度で第２熱処理を行う工程を行うことによってＡ１相を（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織に変化させて２重複相組織を形成する工程を備えるＮｉ3Ａｌ基金属間化合物の製造方法。
【請求項６】
第２熱処理は，１１７３Ｋ以上１２７３Ｋ以下で行う請求項４又は５に記載の方法。
【請求項７】
合金材は，Ａｌの含有量が６ａｔ％以上１０ａｔ％以下，Ｖの含有量が１２ａｔ％以上１６．５ａｔ％以下，Ｎｂの含有量が１ａｔ％以上４．５ａｔ％以下，Ｂの含有量が２００重量ｐｐｍ以上８００重量ｐｐｍ以下である請求項４又は５に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は，２重複相組織を有するＮｉ3Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在，ジェットエンジンやガスタービンのタービン部材といった高温構造材料の主流はＮｉ基超合金である。Ｎｉ基超合金は，構成相の約３５ｖｏｌ％以上が金属相（γ）であるために，融点や高温クリープ強度に限界があるといえる。将来，Ｎｉ基超合金を超える高温構造材料の候補として，降伏応力が逆温度依存性を示す金属間化合物が挙げられる。しかし，単相材では，常温延性に乏しく，高温クリープ強度も低いという欠点がある。単相材ではなく複相材を求めると，Ｎｉ3Ｘ型金属間化合物はいずれも結晶構造がＧＣＰ（最密充填, Geometrically Closed Packed）構造をとることから，これらのいくつかが整合性良く組み合わせることができる可能性がある。Ｎｉ3Ｘ型金属間化合物には優れた特性を有するものが多いことから，複相化することにより，さらに優れた特性を有し，かつ幅広い組織制御の可能性を持つ複相金属間化合物−マルチインターメタリックス−の創製が期待される。【０００３】
以前に，複相金属間化合物の作製をＮｉ3Ａｌ（Ｌ１2）−Ｎｉ3Ｔｉ（Ｄ０24）−Ｎｉ3Ｎｂ（Ｄ０a）系で試み，優れた特性を有する合金が開発可能であることの報告があった（非特許文献１を参照）。
また、非特許文献２では、Ｎｉ3Ａｌ（Ｌ１2）−Ｎｉ3Ｎｂ（Ｄ０a）−Ｎｉ3Ｖ（Ｄ０22）擬三元系金属間化合物の微細構造についての報告がなされている。
【非特許文献１】K. Tomihisa, Y. Kaneno, T. Takasugi, Intermetallics, 10 (2002) 247
【非特許文献２】W. Soga, Y. Kaneno, T. Takasugi, Intermetallics, Vol.14(2006), 170-179.
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
上記合金よりもさらに優れた機械的特性を有する材料が望まれている。【０００５】
本発明は係る事情に鑑みてなされたものであり，高温での機械的特性が優れた金属間化合物を提供するものである。
【課題を解決するための手段及び発明の効果】
【０００６】
すなわち，本発明によれば，Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｎｂ：０ａｔ％以上５ａｔ％以下，Ｂ：５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなり，初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織との２重複相組織を有する金属間化合物（以下，単に「金属間化合物」と称する。）が提供される。
【０００７】
本発明による金属間化合物は，２重複相組織を有しており，後述するように，高温での機械的特性が優れていることが実験的に実証された。また、本発明の金属間化合物は、５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下のＢを含有するために、非特許文献２に示されている金属間化合物に比べて引張強度や塑性伸びがはるかに優れていることが実験的に実証された。
【図面の簡単な説明】
【０００８】
【図１】本発明に係る金属間化合物の一具体例についてのＴＥＭ（transmission electron microscope，透過型電子顕微鏡）画像である。これらは，本発明に係る金属間化合物の２重複相組織を説明するために用いられる。
【図２】本発明に係る金属間化合物の一具体例についての縦断面状態図である。横軸は，Ａｌ含有量を示し，縦軸は，温度を示す。Ｎｂ含有量は，２．５ａｔ％であり，Ｖ含有量は，（２２．５−Ａｌ含有量）ａｔ％である。この縦断面状態図は，本発明に係る金属間化合物の２重複相組織を説明するために用いられる。
【図３】（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ本発明に係る金属間化合物の具体例である，１２７３Ｋ×７日間の熱処理を行い，その後に水焼入れを行ったＮｏ．８，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１４及びＮｏ．６の試料のＳＥＭ画像である。
【図４】（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ本発明に係る金属間化合物の具体例である，１３７３Ｋ×７日間の熱処理を行い，その後に水焼入れを行ったＮｏ．１０，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１３及びＮｏ．９の試料のＳＥＭ画像である。
【図５】本発明に係る金属間化合物の種々の具体例から作製された，１２７３ＫにおけるＮｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ擬三元系合金の等温状態図である。
【図６】本発明に係る金属間化合物の種々の具体例から作製された，１３７３ＫにおけるＮｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ擬三元系合金の等温状態図である。
【図７】（ａ），（ｂ）は，それぞれ，本発明に係る金属間化合物についての，Ｎｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ擬三元系合金の荷電子濃度（ｅ／ａ）と，原子寸法比（ＲX／ＲNi）の等高線図を示す。
【図８】それぞれ本発明に係る金属間化合物の具体例であるＮｏ．１５，Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２３，Ｎｏ．２５の試料を１３７３ＫにおけるＮｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ擬三元系合金の等温状態図上にプロットしたものを示す。
【図９】本発明に係る金属間化合物の，Ｎｂ含有量が２．５ａｔ％である具体例についての縦断面状態図である。横軸は，Ａｌ含有量を示し，縦軸は，温度を示す。Ｖ含有量は，（２２．５−Ａｌ含有量）ａｔ％である。
【図１０】（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ本発明に係る金属間化合物の具体例である，１３７３Ｋ×１０時間の熱処理の後に１２７３Ｋ×１０時間の熱処理を行った後の，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２３，Ｎｏ．１５の試料のＳＥＭ画像である。
【図１１】それぞれ本発明に係る金属間化合物の具体例である，１３７３Ｋ×１０時間の熱処理の後に１２７３Ｋ×１０時間の熱処理を行った後の，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．１５Ｂ，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２２Ｂ及びＮｏ．２３の試料についての，圧縮試験の結果を示し，温度と０．２％耐力との関係を示すグラフである。
【図１２】それぞれ本発明に係る金属間化合物の具体例である，１３７３Ｋ×１０時間の熱処理の後に１２７３Ｋ×１０時間の熱処理を行った後の，Ｎｏ．１５Ｂ及びＮｏ．２２Ｂの試料についての，高温圧縮クリープ試験の結果を示し，規格化最小クリープ速度と規格化応力との関係を示すグラフである。
【図１３】本発明に係る金属間化合物の具体例である，１３７３Ｋ×１０時間の熱処理の後に１２７３Ｋ×１０時間の熱処理を行った後の，Ｎｏ．１５及びＮｏ．１５Ｂの試料についての，引張試験の結果を示し，最大引張強度及び塑性伸びに及ぼすＢ（ボロン）添加の効果を示すグラフである。
【図１４】（ａ），（ｂ）は，それぞれ本発明に係る金属間化合物の具体例である，１３７３Ｋ×１０時間の熱処理の後に１２７３Ｋ×１０時間の熱処理を行った後の，Ｎｏ．１５Ｂ及びＮｏ．２２Ｂの試料についての，引張試験の結果を示し，（ａ）は，最大引張強度と温度との関係を示すグラフであり，（ｂ）は，塑性伸びと温度との関係を示すグラフである。
【図１５】（ａ），（ｂ）は，図１４と同じ条件の引張試験の結果を示し，（ａ）は，最大引張強度と温度との関係を示すグラフであり，（ｂ）は，塑性伸びと温度との関係を示すグラフである。
【図１６】（ａ），（ｂ）は，それぞれ本発明に係る金属間化合物の具体例である，１３７３Ｋ×１０時間の熱処理の後に１２７３Ｋ×１０時間の熱処理を行った後のＮｏ．１５の（ａ）明視野像と，（ｂ）試料の共析領域における制限視野回折パターンをそれぞれ示す。
【図１７】（ａ），（ｂ）は，図１６（ａ），（ｂ）に対応し，（ａ）明視野像と，（ｂ）試料の共析領域における制限視野回折パターンである。
【図１８】本発明に係る金属間化合物の具体例である，１段熱処理試料（１２７３Ｋでの第２熱処理なし）と２段熱処理試料（１２７３Ｋ×１６８時間の第２熱処理）についての，引張試験の結果を示し，最大引張強度又は塑性伸びと，温度との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
本発明の金属間化合物は，Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｎｂ：０ａｔ％以上５ａｔ％以下，Ｂ：５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下，残部は不純物を除きＮｉからなり，初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織との２重複相組織を有する。
以下、本明細書において，「Ｘ以上Ｙ以下」を「Ｘ〜Ｙ」と表記することがある（すなわち、「〜」は、両端の値を含む。）。従って、例えば、「０ａｔ％以上５ａｔ％以下」、「５０重量ｐｐｍ以上１０００重量ｐｐｍ以下」は、それぞれ、「０〜５ａｔ％」、「５０〜１０００重量ｐｐｍ」と表記する。【００１０】
このような金属間化合物は，Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｎｂ：０〜５ａｔ％，Ｂ：５０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる合金材に対して，初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度で第１熱処理を行い，その後，Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度に冷却するか，その温度で第２熱処理を行うことによってＡ１相を（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織に変化させて２重複相組織を形成する工程によって製造することができる。【００１１】
ここで，ＴＥＭ画像（図１）と，縦断面状態図（図２）を用いて，本発明の２重複相組織を有する金属間化合物とその製造方法について説明する。図１は，本発明の金属間化合物の一具体例についてのＴＥＭ画像である。図２は，本発明に係る金属間化合物の一具体例についての縦断面状態図である。横軸は，Ａｌ含有量を示し，縦軸は，温度を示す。Ｎｂ含有量は，２．５ａｔ％であり，Ｖ含有量は，（２２．５−Ａｌ含有量）ａｔ％である。【００１２】
まず，上記合金材に対して，第１熱処理を行う。第１熱処理は，初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度で行われる。一例では，第１熱処理の温度は，試料が図２に示す第１状態になる温度である。Ｌ１2相は，Ｎｉ3Ａｌ金属間化合物相であり，Ａ１相は，ｆｃｃ固溶体相であり，Ｄ０a相は，Ｎｉ3Ｎｂ金属間化合物相である。図１を参照すると，立方体形状の初析Ｌ１2相が分散されて配置されており，初析Ｌ１2相の間隙にＡ１相が存在している。このような，初析Ｌ１2相と，その間隙のＡ１相からなる組織を以下，「上部複相組織」と呼ぶ。【００１３】
次に，第１熱処理後の合金材をＬ１2相とＤ０22相とが共存する温度に冷却するか，その温度で第２熱処理を行う。冷却は，自然冷却であってもよく，水焼入れ等による強制冷却であってもよい。自然冷却は，例えば，第１熱処理後に熱処理炉から合金材を取り出して室温に放置することによって行ってもよいし，第１熱処理後に熱処理炉のヒーター電源を落として，そのまま熱処理炉内に合金材を放置することによって行ってもよい。第２熱処理を行う温度は，例えば，１１７３〜１２７３Ｋ程度である。第２熱処理を行う時間は，例えば５〜２００時間程度である。第２熱処理を行わずに単に水焼入れ等の冷却を行うことによってもＡ１相をＬ１2相とＤ０22相に分離させることはできるが，比較的高い温度での熱処理により，この分離をより確実にすることができる。第２熱処理の後は，自然冷却又は強制冷却によって，室温にまで合金材を冷却してもよい。【００１４】
「Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度」とは，試料が図２に示す第２状態になる温度，すなわち●の温度（図２では１２８１Ｋである。但し，この温度は，合金材の組成によって変化し得る。）以下の温度である。この冷却によって，初析Ｌ１2相はほとんど影響を受けないが，Ａ１相は，Ｌ１2相とＤ０22相に分離する。Ａ１相が分離して形成されたＬ１2相とＤ０22相とからなる複相組織を以下，「下部複相組織」と呼ぶ。【００１５】
本発明の金属間化合物は，このような，上部複相組織と下部複相組織からなる２重複相組織を有している。本発明の金属間化合物は，後述するように，高温での機械的特性が優れていることが実験的に実証されたが，この優れた特性は，本発明の金属間化合物が２重複相組織を有していることに起因していると考えられる。本発明の金属間化合物は，高温での機械的特性が優れているので，耐熱構造材として利用可能である。【００１６】
Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小と規定した理由は，図２の縦断面状態図や，後述する実施例から明らかになるように，この範囲であれば，初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度で第１熱処理を行うことができ，かつＬ１2相とＤ０22相とが共存する温度に冷却するか，その温度で第２熱処理を行うことができて，２重複相組織を形成することができるからである。【００１７】
Ａｌの具体的な含有量（含有率）は，５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下であって，例えば５．５，６，６．５，７，７．５，８，８．５，９，９．５，１０，１０．５，１１，１１．５，１２，１２．５又は１３ａｔ％である。
Ｖの具体的な含有量は，９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小であって，例えば９．５，１０，１０．５，１１，１１．５，１２，１２．５，１３，１３．５，１４，１４．５，１５，１５．５，１６，１６．５又は１７ａｔ％である。
Ａｌ，Ｖの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。【００１８】
Ｎｂの具体的な含有量は，０〜５ａｔ％であって，例えば０，０．５，１，１．５，２，２．５，３，３．５，４，４．５，５ａｔ％である。Ｎｂの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。本発明の金属間化合物又は合金材は，Ｎｂを含んでいることが好ましいが，含んでいなくてもよい。【００１９】
Ｎｉの含有量は，好ましくは７３〜７７ａｔ％であり，さらに好ましくは７４〜７６ａｔ％である。このような範囲であれば，Ｎｉの含有量と，（Ａｌ，Ｎｂ，Ｖ）の含有量の合計が３：１に近くなり，Ｎｉ，Ａｌ，Ｎｂ又はＶの固溶体相が実質的に存在しないからである。Ｎｉの具体的な含有量は，例えば７３，７３．５，７４，７４．５，７５，７５．５，７６，７６．５又は７７ａｔ％である。Ｎｉの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。【００２０】
本発明の金属間化合物の具体的な組成は，例えば，
７３Ｎｉ−１０Ａｌ−１７Ｖ，
（元素の前の数字は，ａｔ％を意味する。以下，同じ。）
７３Ｎｉ−１３Ａｌ−１４Ｖ，
７３Ｎｉ−７．５Ａｌ−１７Ｖ−２．５Ｎｂ，
７３Ｎｉ−１０Ａｌ−１４．５Ｖ−２．５Ｎｂ，
７３Ｎｉ−１３Ａｌ−１１．５Ｖ−２．５Ｎｂ，
７３Ｎｉ−５．５Ａｌ−１６．５Ｖ−５Ｎｂ，
７３Ｎｉ−９Ａｌ−１３Ｖ−５Ｎｂ，
７３Ｎｉ−１３Ａｌ−９Ｖ−５Ｎｂ，【００２１】
７５Ｎｉ−８Ａｌ−１７Ｖ，
７５Ｎｉ−１０Ａｌ−１５Ｖ，
７５Ｎｉ−１３Ａｌ−１２Ｖ，
７５Ｎｉ−５．５Ａｌ−１７Ｖ−２．５Ｎｂ，
７５Ｎｉ−９．５Ａｌ−１３Ｖ−２．５Ｎｂ，
７５Ｎｉ−１３Ａｌ−９．５Ｖ−２．５Ｎｂ，
７５Ｎｉ−５．５Ａｌ−１４．５Ｖ−５Ｎｂ，
７５Ｎｉ−８Ａｌ−１２Ｖ−５Ｎｂ，
７５Ｎｉ−１０．５Ａｌ−９．５Ｖ−５Ｎｂ，【００２２】
７７Ｎｉ−６Ａｌ−１７Ｖ，
７７Ｎｉ−９Ａｌ−１４Ｖ，
７７Ｎｉ−１３Ａｌ−１０Ｖ，
７７Ｎｉ−５．５Ａｌ−１５Ｖ−２．５Ｎｂ，
７７Ｎｉ−８Ａｌ−１２．５Ｖ−２．５Ｎｂ，
７７Ｎｉ−１１Ａｌ−９．５Ｖ−２．５Ｎｂ，
７７Ｎｉ−５．５Ａｌ−１２．５Ｖ−５Ｎｂ，
７７Ｎｉ−７Ａｌ−１１Ｖ−５Ｎｂ，又は
７７Ｎｉ−８．５Ａｌ−９．５Ｖ−５Ｎｂである。【００２３】
Ｂの具体的な含有量は，Ｂ：５０〜１０００重量ｐｐｍであって，例えば５０，１００，１５０，２００，２５０，３００，３５０，４００，４５０，５００，５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，８５０，９００，９５０又は１０００重量ｐｐｍである。Ｂの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。【００２４】
本発明の一実施形態の金属間化合物の具体的な組成は，
好ましくは，Ａｌ：６〜１０ａｔ％，Ｖ：１２〜１６．５ａｔ％，Ｎｂ：１〜４．５ａｔ％，Ｂ：２００〜８００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉであり，
さらに好ましくは，Ａｌ：６．５〜９．５ａｔ％，Ｖ：１２．５〜１６ａｔ％，Ｎｂ：１．５〜４ａｔ％，Ｂ：３００〜７００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉであり，
さらに好ましくは，Ａｌ：７〜９ａｔ％，Ｖ：１３〜１５．５ａｔ％，Ｎｂ：２〜３．５ａｔ％，Ｂ：４００〜６００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉである。この場合，引張強度が強くなるからである（表４及び図１４を参照。）【００２５】
本発明は，別の観点では，Ａｌ：５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下，Ｖ：９．５ａｔ％以上で１７．５ａｔ％より小，Ｎｂ：０〜５ａｔ％，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍ，残部は不純物を除きＮｉからなる合金材に対して，初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度で第１熱処理を行い，その後，Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度で第２熱処理を行う工程を行うことによってＡ１相を（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織に変化させて２重複相組織を形成する工程を備えるＮｉ3Ａｌ基金属間化合物の製造方法も提供する。
この製造方法は，上記の製造方法と類似しているが，（１）Ｂの具体的な含有量が０〜１０００重量ｐｐｍである点と，（２）Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度での第２熱処理が必須である点が異なっている。第２熱処理を行うことの効果は，上記の通りである。
Ｂの具体的な含有量は，Ｂ：０〜１０００重量ｐｐｍであって，例えば０，５０，１００，１５０，２００，２５０，３００，３５０，４００，４５０，５００，５５０，６００，６５０，７００，７５０，８００，８５０，９００，９５０又は１０００重量ｐｐｍである。Ｂの含有量の範囲は，上記具体的な含有量として例示した数値の何れか２つの間であってもよい。
【実施例】
【００２６】
以下，本発明の金属間化合物の種々の具体例について説明する。以下の実験では，鋳造材に対して，熱処理を施すことによって２重複相組織を有する金属間化合物を作製し，その機械的特性を調べた。【００２７】
以下の具体例において，１３７３Ｋでの熱処理は，初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度での第１熱処理に相当し，１３７３Ｋでの熱処理を行った後に行う水焼入れは，Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度への冷却に相当する。また，１３７３Ｋでの熱処理を行った後に行う１２７３Ｋでの熱処理は，Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度での第２熱処理に相当する。【００２８】
１．鋳造材の作製方法
鋳造材は，表１及び２のＮｏ．１〜２０に示す割合のＮｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｖの地金（それぞれ純度９９．９重量％）をアーク溶解炉内の鋳型中で溶解、凝固することによって作製した。アーク溶解炉の雰囲気は，まず，溶解室内を真空排気し，その後不活性ガス（アルゴンガス）に置換した。電極は，非消耗タングステン電極を用い，鋳型には水冷式銅ハースを使用した。以下の説明では，上記鋳造材を「試料」と呼ぶ。【００２９】
表１及び２において，Ｎｏ．６，Ｎｏ．９，Ｎｏ．１３，Ｎｏ．１４，Ｎｏ．１５の試料が，本発明の実施例である。また，後掲の表４のＮｏ．２２及びＮｏ．２３も本発明の実施例である。【００３０】
本発明の実施例である試料の組成は，（１）後述する図６に示す１３７３Ｋでの状態図において，Ｌ１2相及びＡｌ相の２相共存領域に位置するか，Ｌ１2相，Ａｌ相及びＤ０a相の３相共存領域に位置し，かつ（２）後述する図５に示す１２７３Ｋでの状態図において，Ｌ１2相及びＤ０22相の２相共存領域に位置するか，Ｌ１2相，Ｄ０22相及びＤ０a相の３相共存領域に位置する。【００３１】
このような試料であれば，（１）最初の比較的高温での熱処理によって初析Ｌ１2相とＡ１相を生じさせ，（２）その後，試料を冷却するか，比較的低温で熱処理することによりＡ１相をＬ１2相とＤ０22相に分解させることによって，２重複相組織が得られる。【００３２】
【表１】
0005146935.tif 000002
【００３３】
【表２】
0005146935.tif 000003
【００３４】
２．等温状態図
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２０の試料を石英管に真空封入した後，これらの試料のそれぞれに対して，１２７３Ｋ×７日間又は１３７３Ｋ×７日間の熱処理を施し，その後，水焼入れを行った。その後，１２７３Ｋ及び１３７３Ｋでの等温状態図を作成するために，Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２０の試料のそれぞれについて，組織観察及び各構成相の組成分析を行った。組織観察は，ＯＭ（Optical Microscope），ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope） を用いて行い，各構成相の組成分析は，ＳＥＭ−ＥＰＭＡ（Scanning Electron Microscope - Electron Probe Micro Analyzer）及びＸＲＤ(X-ray diffraction)分析により行った。１２７３Ｋ及び１３７３Ｋでの前記観察及び組成分析の結果を，それぞれ表１及び２に示す。１２７３Ｋ及び１３７３Ｋで熱処理を施した試料の代表的なＳＥＭ画像を，それぞれ図３（ａ）〜（ｄ）及び図４（ａ）〜（ｄ）に示す。図３（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，Ｎｏ．８，Ｎｏ．１６，Ｎｏ．１４，Ｎｏ．６の試料についてのものであり，図４（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，Ｎｏ．１０，Ｎｏ．１７，Ｎｏ．１３，Ｎｏ．９の試料についてのものである。組成により各試料の組織形態には大きな違いがあった。図３（ｃ）には，共析反応により高温Ａ１（ｆｃｃ）相からＬ１2（Ｎｉ3Ａｌ）相とＤ０22（Ｎｉ3Ｖ）相が微細に析出したチェッカーボードパターンが形成されていた。また図４（ｃ）には，Ｌ１2（Ｎｉ3Ａｌ）相とＡ１（ｆｃｃ）相からなる，いわゆる超合金組織が形成されていた。【００３５】
次に，ＳＥＭ−ＥＰＭＡ分析およびＸＲＤ測定結果により得られた１２７３Ｋ，１３７３Ｋにおける等温状態図を図５及び６にそれぞれ示す。既に報告されているＬ１2（Ｎｉ3Ａｌ），Ｄ０a（Ｎｉ3Ｎｂ），Ｄ０22（Ｎｉ3Ｖ）以外に相はみられず，各相が単相もしくは複相として平衡状態をとっていた。１２７３Ｋにおける状態図では，各相の相領域が全体的にＮｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ擬二元系線に平行に拡張しており，Ｎｉ3Ｎｂ相はＮｂがＶに大量に（〜７０ａｔ％）置換された領域までのびていた。またＡｌ元素はＤ０a（Ｎｉ3Ｎｂ）相，Ｄ０22（Ｎｉ3Ｖ）相の両方に固溶しにくく，Ｌ１2（Ｎｉ3Ａｌ）相の固溶限は，Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ擬二元系線とほぼ平行に拡がっていた。１３７３Ｋにおける状態図は１２７３Ｋにおける状態図に比べ，Ａ１（ｆｃｃ）相がＮｉ3Ｎｂ−Ａ１（ｆｃｃ）擬二元系線よりもＮｉ3Ａｌ−Ａ１（Ｎｉ3Ｖ）擬二元系線に沿って拡張していた。これは，ｆｃｃ格子をもつＡｌ元素が，ｂｃｃ格子をもつＮｂ元素よりも，Ａ１（ｆｃｃ）相をより安定化させるためであると考えられる。一方Ｌ１2相とＤ０a相の相領域は１２７３Ｋの状態図とほぼ一致していた。【００３６】
３．等温状態図の考察
ここで，図５に示した等温状態図が上記に示したような特徴を持った理由について，荷電子濃度（ｅ／ａ）と，原子寸法比（ＲX／ＲNi）を取り上げて考察する。ＧＣＰ構造のＮｉ3Ｘ型金属間化合物の相領域と相安定が，荷電子濃度（ｅ／ａ）と原子寸法比（ＲX／ＲNi）に密接に関係していることはよく知られている。表３に本実験研究で調査したＮｉ3Ｘ金属間化合物相の荷電子濃度と原子寸法比を示す。
【表３】
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Ｎｉ3Ｘの荷電子濃度（ｅ／ａ）の変化は，Ｎｉ3Ａｌ（Ｌ１2）→Ｎｉ3Ｎｂ（Ｄ０a）→Ｎｉ3Ｖ（Ｄ０22）の順番で８．２５から８．７５に増加しており，原子寸法比（ＲX／ＲNi）は，１．０８４（Ｎｉ3Ｖ）→１．１４９（Ｎｉ3Ａｌ）→１．１８５（Ｎｉ3Ｎｂ）のように増加している。図７（ａ），（ｂ）にＮｉ3Ａｌ−Ｎｉ3Ｎｂ−Ｎｉ3Ｖ擬三元系合金の荷電子濃度（ｅ／ａ）と，原子寸法比（ＲX／ＲNi）の等高線図をそれぞれ示す。図７には，１２７３Ｋでの等温状態図も併せて示す。図７（ａ），（ｂ）を参照すると，１２７３Ｋでの相領域，固溶限は，原子寸法比（ＲX／ＲNi）よりも荷電子濃度（ｅ／ａ）に沿って拡張していることがわかる。これはＧＣＰ構造Ｎｉ3Ｘ金属間化合物相の相安定性が，荷電子濃度（ｅ／ａ）に支配されていることを示している。【００３７】
４．Ｎｂ２．５ａｔ％における縦断面状態図
上記「１．鋳造材の作製方法」と同様の方法により，表４のＮｏ．１５，Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２３，Ｎｏ．２５に示す組成の試料を作製した。さらに，「２．等温状態図」と同様の方法により，これらの構成相（微細構造）の分析を行った。その結果を表４に併せて示す。さらに，これらの試料を図６の１３７３Ｋでの等温状態図上にプロットしたものを図８に示す。
【表４】
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【００３８】
さらに，Ｎｂ２．５ａｔ％における縦断面状態図を作成するため，Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２３およびＮｏ．２５の試料で示差走査熱分析（ＤＳＣ）を行った。これによって図９に示す縦断面状態図が得られた。縦断面状態図から，Ａｌ含有量が５ａｔ％より大で１３ａｔ％以下の組成の試料では，１３７３ＫでＡ１＋Ｌ１2相というＮｉ基超合金組織を形成し，これを共析温度以下に冷却することでＡ１→Ｌ１2＋Ｄ０22という共析反応が起こり，初析Ｌ１2相と（Ｌ１2＋Ｄ０22）共析組織からなる２重複相組織が得られると考えられる。【００３９】
５．圧縮試験
Ｎｏ．１５，Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２３の試料に対して，１５７３Ｋ×５時間の均質化熱処理，１３７３Ｋ×１０時間の熱処理，及び１２７３Ｋ×１０時間の熱処理を行った。また，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．２２の試料に５００ｐｐｍのＢを添加した組成の試料（以下，Ｎｏ．１５Ｂ，Ｎｏ．２２Ｂと呼ぶ。）に対しても同様の熱処理を行った。熱処理後の各試料のＳＥＭ画像を図１０（ａ）〜（ｄ）にそれぞれ示す。図１０（ａ）〜（ｄ）は，それぞれ，Ｎｏ．２１，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２３，Ｎｏ．１５の試料に対応している。共析組成のＮｏ．２１以外の試料で，初析Ｌ１2相をもつ組織が見られ，Ｎｏ．１５，Ｎｏ．２２，Ｎｏ．２３の試料は，２重複相組織を有していると考えられる。【００４０】
次に，熱処理を行った各試料について，圧縮試験を行った。圧縮試験は，常温〜１２７３Ｋの範囲で，２×２×５ｍｍ3の角状の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度３．３×１０-4ｓ-1の条件で行った。この圧縮試験の結果を図１１に示す。図１１は，温度と０．２％耐力との関係を示すグラフである。１０７３Ｋまでは何れの試料も約１Ｇ〜１．３ＧＰａという高い０．２％耐力を維持しており，強度の逆温度依存性を示した。なおＢ添加による０．２％耐力への効果は見られなかった。【００４１】
６．高温圧縮クリープ試験
次に，Ｎｏ．１５Ｂ，Ｎｏ．２２Ｂの試料に対して，「５．圧縮試験」と同様の熱処理を行ったものについて，高温圧縮クリープ試験を行った。高温圧縮クリープ試験は，１１５０〜１２００Ｋの範囲で，２×２×５ｍｍ3の角状の試験片を用いて，真空中，応力４００〜６００ＭＰａの条件で行った。規格化最小クリープ速度と規格化応力との関係を図１２に示す。図１２には，１１７３ＫでのＮｉ−２０Ｃｒ＋ＴｈＯ2の高温引張クリープ試験の結果を比較例として併せて示す（図１２において，εドットは，最小クリープ速度，Ｄは，Ｎｉ3Ａｌ中のＮｉの拡散定数，σは，応力，Ｅは，Ｎｉ3Ａｌのヤング率を示す。）。比較例のデータは学術論文， R.W. Land and W.D. Nix, Acta Metall., 24(1976)469を引用した。
図１２から明らかなように，Ｎｏ．１５Ｂ及びＮｏ．２２Ｂの試料のどちらの場合でも，クリープ速度が，比較例と比べて極めて小さいことが分かる。【００４２】
７．引張試験
７−１．Ｎｏ．１５及びＮｏ．１５Ｂの試料の室温引張試験
Ｎｏ．１５及びＮｏ．１５Ｂの試料に対して，「５．圧縮試験」と同様の熱処理を行ったものについて，引張試験を行った。引張試験は，常温で，ゲージ部が１０×２×１ｍｍ3の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度１．６７×１０-4ｓ-1の条件で行った。その結果を図１３に示す。図１３には，それぞれの試料について，最大引張強度（又は破断強度）と塑性伸びを示した。
図１３を参照すると，Ｎｏ．１５Ｂの試料では，最大引張強度（又は破断強度）と，塑性伸びの両方が，Ｎｏ．１５よりもはるかに大きかった。この結果は，Ｂの添加が最大引張強度と塑性伸びの向上に極めて有効であることを示している。【００４３】
７−２．Ｎｏ．１５Ｂ及びＮｏ．２２Ｂの試料の引張試験
次に，Ｎｏ．１５Ｂ，Ｎｏ．２２Ｂの試料に対して，「５．圧縮試験」と同様の熱処理を行ったものについて，引張試験を行った。引張試験は，常温〜１１７３Ｋの範囲で，ゲージ部が１０×２×１ｍｍ3の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度１．６７×１０-4ｓ-1の条件で行った。その結果を図１４（ａ），（ｂ）に示す。図１４（ａ）は，最大引張強度と温度との関係を示すグラフであり，図１４（ｂ）は，塑性伸びと温度との関係を示すグラフである。図１４（ａ）には，現存する種々の超合金についての引張強度も示した。また，再現性を確認するために，同じ条件で再度引張試験を行った。その結果を図１５（ａ），（ｂ）に示す。図１５（ａ），（ｂ）は，それぞれ，図１４（ａ），（ｂ）に対応している。図１４（ａ），（ｂ）と図１５（ａ），（ｂ）を対比すると，最大引張強度及び塑性伸びの何れも再現性が高いことが確認される。【００４４】
図１４（ａ）及び図１５（ａ）における番号１〜９は，それぞれ，現存する超合金である（１）Nimonic 263，（２）Inconel X750，（３）S816，（４）Hastelloy C，（５）Hastelloy B，（６）N-155,（７）Haslelloy X，（８）Inconel 600，（９）Incoloy 800についての結果である。超合金についてのデータは，株式会社タイヘイテクノサービスのホームページ（http://www.taihei-s.com/seihin13.htm）に掲載されているものを用いた。同様のデータを掲載している学術論文には，Metals Handbook Ninth Edition Vol. 3, ASM, pp. 187-333, (1980)がある。図１４（ａ），（ｂ）及び図１５（ａ），（ｂ）を参照すると，引張強度に関しては８７３Ｋまでは１２００ＭＰａという高い強度を示しており，１１７３Ｋに至っても８００ＭＰａという高強度を維持していた。また，全試験温度域で約０．３−４．５％（図１４（ｂ））又は約０．４−３．３％（図１５（ｂ））の塑性伸びを示した。このように，本発明の金属間化合物は，現存する種々の超合金と比べても見劣りしない，優れた機械的強度を有しており，かついくらかの塑性伸びを示すことが分かる。【００４５】
８．ＴＥＭ観察
下部組織中の微細組織を調査するため，Ｎｏ．１５の試料の共析領域についてＴＥＭ観察を行った。試料には，１５７３Ｋ×５時間の均質化熱処理，１３７３Ｋ×１０時間の熱処理，及び１２７３Ｋ×１０時間の熱処理を行ったものを用いた。図１６（ａ），（ｂ）にＴＥＭ明視野像と、試料の共析領域における制限視野回折パターンをそれぞれ示す。晶帯軸は＜００１＞である。また，図１６（ａ），（ｂ）に対応する別のＴＥＭ明視野像と制限視野回折パターンをそれぞれ図１７（ａ），（ｂ）に示す。
図１６（ｂ）及び図１７（ｂ）の回折パターンから，ｃｕｂｏｉｄａｌ形状の初析Ｌ１2相の間隙（ｃｈａｎｎｅｌ）には，Ｄ０22相およびＬ１2相の存在が確認されるが，図１６（ａ）及び図１７（ａ）の明視野像では，明瞭な組織形成は見られなかった。なお，回折パターンから，Ｄ０22相の２つのバリアント界面（０１０）と（１００）が，互いに直交し双晶関係にあることが分かった。【００４６】
９．２段熱処理の効果を調べる試験
次に，２段熱処理の効果を調べる実験を行った。２段熱処理とは，初析Ｌ１2相とＡ１相とが共存する温度，又は初析Ｌ１2相とＡ１相とＤ０a相が共存する温度で第１熱処理を行った後に，Ｌ１2相とＤ０22相とが共存する温度で第２熱処理を行う熱処理方法である。上記第２熱処理を行うことによって，Ａ１相がより確実にＬ１2相とＤ０22相に分離し，これによって機械的特性が向上すると考えられる。【００４７】
２段熱処理の効果を実証するために，１段熱処理試料と２段熱処理試料を作製した。１段熱処理試料は，Ｎｏ．１５Ｂの試料に対して，１５７３Ｋ×５時間の均質化熱処理，次に１３７３Ｋ×１０時間の第１熱処理を行った後，第２熱処理を行わずに水冷することによって作製した。２段熱処理試料は，１５７３Ｋ×５時間の均質化熱処理，次に１３７３Ｋ×１０時間の第１熱処理を行った後，１２７３Ｋ×１６８時間の第２熱処理を行い、その後に水冷することによって作製した。【００４８】
１段熱処理試料と２段熱処理試料について，引張試験を行った。引張試験は，常温〜１１７３Ｋの範囲で，ゲージ部が１０×２×１ｍｍ3の試験片を用いて，真空中，ひずみ速度１．６７×１０-4ｓ-1の条件で行った。その結果を図１８に示す。図１８は，最大引張強度又は塑性伸びと，温度との関係を示すグラフである。【００４９】
図１８によると，最大引張強度については，全ての測定温度において，２段熱処理試料の方が，１段熱処理試料よりも高い値を示した。また，塑性延びについては，約１０００Ｋ程度までは，２段熱処理試料の方が，１段熱処理試料よりも高い値を示した。この結果は，２段熱処理を行うことによって，全ての測定温度において最大引張強度が向上し，かつ比較的低い温度での塑性伸びが向上することを示しており，２段熱処理の効果が実証された。
【図２】
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【図９】
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【図１２】
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【図１５】
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【図１８】
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【図１】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１６】
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【図１７】
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